(57)【要約】  製造プロセス中の改善されたスタンピングおよび成形性能を有し、一方で意図的に添加されたホウ素を含まずに、優れた鋳造性および圧延性、優れた亜鉛めっき性および／または被覆性、優れた成形性、優れた耐破壊性、優れた引張成形性および伸びフランジ性、優れた耐デント性、優れた耐久性、優れた衝撃性能および構造性能、優れた耐貫入性および耐衝突性、ならびに優れた溶接性の特性のうちの１つ以上を保有する、冷間圧延超高強度多相組織化鋼が開示される。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
冷間圧延複合金属組織化鋼であって、
（ａ）組成物であって、
約０．０２重量％〜約０．２重量％の範囲内の炭素と、
約１．０重量％〜約３．５重量％の範囲内のマンガンと、
約０．１重量％以下のリンと、
約１．２重量％以下のケイ素と、
約０．０１重量％〜約０．１０重量％の範囲内のアルミニウムと、
約０．０２重量％以下の窒素と、
約０．６重量％以下の銅と、
約０．１２重量％以下のバナジウムの元素を含む、組成物を含み、
前記組成物が、意図的に添加されたホウ素を有しておらず、
前記組成物の残部が、鉄および付随的成分を含む、冷間圧延複合金属組織化鋼。
【請求項２】
３０体積％〜７０体積％のマルテンサイトと、２５体積％〜５０体積％のベイナイトと、本質的にフェライトである残りの体積と、を組み合わせて有する多相微細組織を含む、請求項１に記載の冷間圧延複合金属組織化鋼。
【請求項３】
モリブデン、クロム、ニッケル、およびそれらの組み合わせから選択される少なくとも１つの化学元素を、約０．０５％〜約３．５％の範囲内でさらに含み、モリブデン（Ｍｏ）が、存在する場合、約０．０５％以上かつ約２．０％以下のＭｏ＋Ｃｒの関係を満たしてクロム（Ｃｒ）と共に存在し、ニッケル（Ｎｉ）が、存在する場合、約０．８％以下のＮｉ＋Ｃｕの関係を満たして銅（Ｃｕ）と共に存在する、請求項１に記載の冷間圧延複合金属組織化鋼。
【請求項４】
チタン、ニオブおよびそれらの組み合わせから選択される少なくとも１つの化学元素を、約０．００５％〜約０．８％の範囲内でさらに含む、請求項１〜３のいずれか１項に記載の冷間圧延複合金属組織化鋼。
【請求項５】
引張強度が、約１０００メガパスカルを超える、請求項１〜４のいずれか１項に記載の冷間圧延複合金属組織化鋼。
【請求項６】
ＡＳＴＭ  Ｅ８に従って約１０％を超える伸び、および約６０％を超える降伏／引張比の特性のうちの少なくとも１つを含む、請求項１〜５のいずれか１項に記載の冷間圧延複合金属組織化鋼。
【請求項７】
引張強度が、約１０００メガパスカルを超え、伸びが、約１０％を超え、かつ降伏／引張比が、約６０％を超える、請求項１〜６のいずれか１項に記載の冷間圧延複合金属組織化鋼。
【請求項８】
前記微細組織の前記マルテンサイト相が、３０体積％〜７０体積％であり、前記ベイナイト相が、２５体積％〜５０体積％であり、かつ残りの体積が、本質的にフェライト相である、請求項２に記載の冷間圧延複合金属組織化鋼。
【請求項９】
前記微細組織の前記マルテンサイト相が、３０体積％〜７０体積％であり、前記ベイナイト相が、２５体積％〜５０体積％であり、残りの体積が、残留オーステナイトを本質的に保持せず、本質的にフェライト相である、請求項２に記載の冷間圧延複合金属組織化鋼。
【請求項１０】
複合金属組織化冷間圧延鋼を作製する方法であって、
ａ）溶鋼をスラブに連続鋳造することであって、前記溶鋼が、
約０．０２重量％〜約０．２重量％の範囲内の炭素と、
約１．０重量％〜約３．５重量％の範囲内のマンガンと、
約０．１重量％以下のリンと、
約１．２重量％以下のケイ素と、
約０．０１重量％〜約０．１０重量％の範囲内のアルミニウムと、
約０．０２重量％以下の窒素と、
約０．５重量％以下の銅と、
約０．１２重量％以下のバナジウム、の元素を含む、組成物を有し、
前記組成物が、意図的に添加されたホウ素を有しておらず、
前記組成物の残部が、鉄および付随的成分を含む、連続鋳造することと、
ｂ）鋼スラブを熱間圧延することと、
ｃ）熱間圧延鋼を冷却することと、
ｄ）鋼を３０％〜７０％の範囲内の全冷間減肉率まで冷間圧延することと、を含む方法。
【請求項１１】
前記多相微細組織が、３０体積％〜７０体積％のマルテンサイトと、２５体積％〜５０体積％のベイナイトと、本質的にフェライトである残りの体積と、を組み合わせて含む、請求項１０に記載の方法。
【請求項１２】
前記多相微細組織が、３０体積％〜７０体積％のマルテンサイトと、２５体積％〜５０体積％のベイナイトと、本質的に残留オーステナイトを含んでいない本質的にフェライトである残りの体積と、を組み合わせて含む、請求項１０に記載の方法。
【請求項１３】
前記化学組成物が、モリブデン、クロム、ニッケル、およびそれらの組み合わせから選択される少なくとも１つの化学元素を、約０．０５重量％〜約３．５重量％の範囲内で含み、モリブデン（Ｍｏ）が、存在する場合、約０．０５％以上かつ約２．０％以下のＭｏ＋Ｃｒの関係を満たしてクロム（Ｃｒ）と共に存在し、ニッケル（Ｎｉ）が、存在する場合、約０．８％以下であるＮｉ＋Ｃｕの関係を満たして銅（Ｃｕ）と共に存在する、請求項１０に記載の方法。
【請求項１４】
前記化学組成物が、チタン、ニオブおよびそれらの組み合わせから選択される少なくとも１つの化学元素を、約０．００５％〜約０．８％の範囲内で含む、請求項１０に記載の方法。
【請求項１５】
約４００℃（約７５２°Ｆ）〜約８００℃（約１４７２°Ｆ）の温度で前記鋼を巻き取ることをさらに含む、請求項１０〜１４のいずれか１項に記載の方法。
【請求項１６】
前記鋼スラブが、熱間圧延の前に、約（Ａｒ３−３０）℃〜約１０００℃（約１８３２°Ｆ）の範囲内の出口温度を有する、請求項１０に記載の方法。
【請求項１７】
前記鋼スラブが、少なくとも約３℃／秒（約３７．４°Ｆ／秒）の平均冷却速度で冷却される、請求項１０に記載の方法。
【請求項１８】
酸洗い、金属合金被覆、およびガルバニーリングのうちの１つ以上をさらに含む、請求項１０に記載の方法。
【請求項１９】
前記金属合金被覆が、亜鉛、アルミニウム、亜鉛およびアルミニウムの合金、またはアルミニウム、亜鉛およびケイ素の合金を含む、請求項１８に記載の方法。
【請求項２０】
請求項１０〜１９のいずれか１項に記載の方法によって作製された物品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
関連出願の相互参照
本出願は、２０１６年１１月４日に出願された米国仮特許出願第６２／４１７，６８３号に関連し、その内容は、その全体が参照によって本明細書に組み込まれ、その仮出願の出願日の利益が本明細書によって主張され、この主張は、出願日の利益に対するかかる主張によって法的に提供される全ての目的に対してなされる。
【０００２】
本開示は、任意選択的に金属合金で被覆された、複合金属組織または多相の鋼、冷間圧延鋼に関する。
【背景技術】
【０００３】
製品性能およびコスト競争力を改善させつつ、省エネおよび排出物削減することに対する自動車および他の産業への増え続ける圧力により、自動車部品等のより多くの部品が高強度鋼を使用して製造されている。いくつかの高強度鋼は、製品重量を減少させるように、より薄い鋼板の使用を可能にし、これは、自動車の燃費を改善する。さらに、衝突時に運転者および同乗者を保護するために、車両の耐久性、耐衝突性、貫入抵抗および衝撃性能を改善することが望ましい。
【０００４】
自動車産業を含む一定の産業は、二相鋼および変態誘起塑性を含む先進の高強度鋼、すなわち「ＡＨＳＳ」、またはＴＲＩＰ鋼を利用している。ＡＨＳＳ鋼は、既存の製造基盤を使用しつつ、一定の強度および重量の目標を達成し得る。これらの鋼は、複雑な形状の部品を成形するために高いプレス成形および絞り成形の特性を必要とする用途に有望であると思われる。
【０００５】
しかしながら、従来のＡＨＳＳ鋼のスタンピング、成形および引き抜きに関する問題は、周知であり、既存の製造基盤を使用する正常な実装に対して重大な障害が存在する。従来のＡＨＳＳ鋼は、冷間引き抜き中の工具の摩耗、ならびに／または様々な部品のスタンピングもしくは成形中のせん断破壊、エッジ破壊、およびエッジ割れ、溶接および鋳造の困難性、そして結果として、ホットスタンピング、高温プレス成形または硬化と関連付けられた非常に高い生産コストを呈する。このため、これらのＡＨＳＳ鋼は、設計の柔軟性を制限し、製造の不確実性を増大させている。
【０００６】
さらに、ホウ素含有鋼中に存在する炭素（Ｃ）、ケイ素（Ｓｉ）およびアルミニウム（Ａｌ）等の高濃度のいくつかの合金元素は、鋼の表面品質および溶接性を低下させる。特に、ホウ素含有鋼を溶接する際の困難性は、自動車産業における鋼にとって重大な課題となっており、それゆえに、このタイプの鋼の自動車への用途をさらに制限している。
【発明の概要】
【０００７】
第１の実施形態において、冷間圧延複合金属組織化鋼(a cold rolled, complex metallographic structured steel)が提供され、（ａ）組成物であって、約０．０２重量％〜約０．２重量％の範囲内の炭素と、約１．０重量％〜約３．５重量％の範囲内のマンガンと、約０．１重量％以下のリンと、約１．２重量％以下のケイ素と、約０．０１重量％〜約０．１０重量％の範囲内のアルミニウムと、約０．０２重量％以下の窒素と、約０．６重量％以下の銅と、約０．１２重量％以下のバナジウムと、の元素を含む、組成物を含み、組成物が、意図的に添加されたホウ素を有しておらず、組成物の残部が、鉄および付随的成分を含む。
【０００８】
第１の態様において、複合金属組織化鋼が、３０体積％〜７０体積％のマルテンサイトと、２５体積％〜５０体積％のベイナイトと、本質的にフェライトの残りの体積とを含む。
【０００９】
第２の態様において、単独で、または上記の態様のいずれかと組み合わせて、複合金属組織化が、モリブデン、クロム、ニッケル、およびそれらの組み合わせから選択される少なくとも１つの化学元素を、約０．０５％〜約３．５％の範囲内でさらに含み、モリブデン（Ｍｏ）が、存在する場合、約０．０５％以上かつ約２．０％以下のＭｏ＋Ｃｒの関係を満たしてクロム（Ｃｒ）と共に存在し、ニッケル（Ｎｉ）が、存在する場合、約０．８重量％以下のＮｉ＋Ｃｕの関係を満たして銅（Ｃｕ）と共に存在する。
【００１０】
第３の態様において、単独で、または上記の態様のいずれかと組み合わせて、冷間圧延複合金属組織化鋼が、チタン、ニオブおよびそれらの組み合わせから選択される少なくとも１つの化学元素を、約０．００５％〜約０．８％の範囲内でさらに含む。
【００１１】
第４の態様において、単独で、または上記の態様のいずれかと組み合わせて、冷間圧延複合金属組織化鋼が、約１０００メガパスカルを超える引張強度を有する。
【００１２】
第５の態様において、単独で、または上記の態様のいずれかと組み合わせて、冷間圧延複合金属組織化鋼が、ＡＳＴＭ  Ｅ８に従って約１０％を超える伸び、および約６０％を超える降伏／引張比の特性のうちの少なくとも１つを含む。
【００１３】
第６の態様において、単独で、または上記の態様のいずれかと組み合わせて、冷間圧延複合金属組織化鋼が、約１０００メガパスカルを超える引張強度、ＡＳＴＭ  Ｅ８に従って約１０％を超える伸び、および約６０％を超える降伏／引張比を有する。
【００１４】
第７の態様において、単独で、または上記の態様のいずれかと組み合わせて、微細組織のマルテンサイト相が、３０体積％〜７０体積％であり、ベイナイト相が、２５体積％〜５０体積％であり、かつ残りの体積が、本質的にフェライト相である。第８の態様において、単独で、または上記の態様のいずれかと組み合わせて、微細組織のマルテンサイト相が、３０体積％〜７０体積％であり、ベイナイト相が、２５体積％〜５０体積％であり、残りの体積が、残留オーステナイトを本質的に保持せず、本質的にフェライト相である。
【００１５】
第２の実施形態において、複合金属組織化冷間圧延鋼(a complex metallographic structured cold rolled steel)を作製する方法が提供され、方法は、ａ）溶鋼をスラブに連続鋳造することであって、溶鋼が、約０．０２重量％〜約０．２重量％の範囲内の炭素と、約１．０重量％〜約３．５重量％の範囲内のマンガンと、約０．１重量％以下のリンと、約１．２重量％以下のケイ素と、約０．０１重量％〜約０．１０重量％の範囲内のアルミニウムと、約０．０２重量％以下の窒素と、約０．５重量％以下の銅と、約０．１２重量％以下のバナジウムと、の元素を含む、組成物を有し、組成物が、意図的に添加されたホウ素を有しておらず、組成物の残部が、鉄および付随的成分を含む、連続鋳造することと、ｂ）鋼スラブを熱間圧延することと、ｃ）熱間圧延鋼を冷却することと、ｄ）任意選択的に、熱間圧延鋼を冷却することと、ｅ）鋼を２０％〜７５％の範囲内の全冷間減肉率まで冷間圧延することと、ｆ）任意選択的に、鋼板を加熱することと、ｇ）任意選択的に、鋼板を冷却して、多相微細組織を得ることと、ｈ）任意選択的に、鋼板を金属合金被覆することと、を含む。
【００１６】
第１の態様において、多相微細組織が、３０体積％〜７０体積％のマルテンサイトと、２５体積％〜５０体積％のベイナイトと、本質的にフェライトである残りの体積とを組み合わせて含む。第２の態様において、単独で、または上記の態様のいずれかと組み合わせて、多相微細組織が、３０体積％〜７０体積％のマルテンサイトと、２５体積％〜５０体積％のベイナイトと、本質的に残留オーステナイトを含んでいない本質的にフェライトである残りの体積とを組み合わせて含む。
【００１７】
第３の態様において、単独で、または上記の態様のいずれかと組み合わせて、化学組成物が、モリブデン、クロム、ニッケル、およびそれらの組み合わせから選択される少なくとも１つの化学元素を、約０．０５重量％〜約３．５重量％の範囲内で含み、モリブデン（Ｍｏ）が、存在する場合、約０．０５％以上かつ約２．０％以下のＭｏ＋Ｃｒの関係を満たしてクロム（Ｃｒ）と共に存在し、ニッケル（Ｎｉ）が、存在する場合、約０．８％以下であるＮｉ＋Ｃｕの関係を満たして銅（Ｃｕ）と共に存在する。第４の態様において、単独で、または上記の態様のいずれかと組み合わせて、化学組成物が、チタン、ニオブおよびそれらの組み合わせから選択される少なくとも１つの化学元素を、約０．００５％〜約０．８％の範囲内で含む。
【００１８】
第５の態様において、単独で、または上記の態様のいずれかと組み合わせて、方法は、鋼スラブを熱間圧延することと、熱間圧延鋼を冷却することと、をさらに含む。第６の態様において、単独で、または上記の態様のいずれかと組み合わせて、鋼スラブが、熱間圧延の前に、約（Ａｒ３−３０）℃〜約１０２５℃（約１８７７°Ｆ）の範囲内の出口温度を有する。第７の態様において、単独で、または上記の態様のいずれかと組み合わせて、鋼スラブが、少なくとも約３℃／秒（約３７．４°Ｆ／秒）の平均冷却速度で冷却され、任意選択的に、約４００℃（約７５２°Ｆ）〜約７５０℃（約１３８２°Ｆ）の温度で巻き取られる。
【００１９】
第８の態様において、単独で、または上記の態様のいずれかと組み合わせて、方法は、ｉ）任意選択的に熱間圧延鋼を酸洗いして、表面品質を改善することと、ｊ）熱間圧延鋼を、少なくとも２０％の冷間圧延率を伴う所望される鋼板厚さまで冷間圧延することと、ｋ）鋼板を、約６５０℃（１２０２°Ｆ）〜約９２５℃（１６９７°Ｆ）の範囲内の温度まで約５秒〜１０００秒間加熱することと、ｌ）鋼板を、約４００℃（７５２°Ｆ）〜約６００℃（１１１２°Ｆ）の範囲内の温度まで冷却して、多相微細組織を得ることと、ｍ）任意選択的に、鋼の表面を金属合金被覆することと、鋼板を周囲温度までさらに冷却することと、ｎ）任意選択的に、金属合金被覆された鋼を約４５０℃（１８４２°Ｆ）〜６５０℃（１２０２°Ｆ）の温度で少なくとも５秒間アニーリングすることと、をさらに含む。
【００２０】
第３の実施形態において、方法またはその態様のいずれか１つと組み合わせた方法によって作製された物品が提供される。
【図面の簡単な説明】
【００２１】
【図１】本開示による鋼を生産するために使用され得る鋳造機の図式的側面図である。
【図２】本開示による熱間圧延機を含む鋳造プロセスの図式的側面図である。
【図３】本開示による冷間圧延プロセスの図式的側面図である。
【図４】本開示による連続アニーリング部分を示す連続アニーリングおよび溶融めっきラインの一部分の図式的側面図である。
【図５】本開示による溶融めっき部分を示す連続アニーリングおよび溶融めっきラインの一部分の図式的側面図である。
【図６】図６Ａ、６Ｂ、６Ｃ、および６Ｄは、それぞれ、本開示の冷間圧延板実施形態の走査型透過電子顕微鏡画像である。
【図７】本開示の一実施形態による冷間圧延板の微細組織相分布図である。
【図８】本開示の一実施形態によって製造された、冷間圧延され亜鉛めっきされた超高強度の多相または複合金属組織化鋼板から生成された抵抗スポット溶接ローブ図である。
【図９Ａ．９Ｂ】それぞれ、図７に示される溶接ローブ図に対応する代表的な抵抗スポット溶接部の光学顕微鏡画像である。
【図９Ｃ．９Ｄ】それぞれ、図７に示される溶接ローブ図に対応する代表的な抵抗スポット溶接部の光学顕微鏡画像である。
【図９Ｅ．９Ｆ】それぞれ、図７に示される溶接ローブ図に対応する代表的な抵抗スポット溶接部の光学顕微鏡画像である。
【図９Ｇ】図７に示される溶接ローブ図に対応する代表的な抵抗スポット溶接部の光学顕微鏡画像である。
【図１０Ａ．１０Ｂ】本開示のガスメタルアーク溶接部の代表的な光学断面画像である。
【図１０Ｃ．１０Ｄ】本開示のガスメタルアーク溶接部の代表的な光学断面画像である。
【図１０Ｅ．１０Ｆ】本開示のガスメタルアーク溶接部の代表的な光学断面画像である。
【図１０Ｇ．１０Ｈ】本開示のガスメタルアーク溶接部の代表的な光学断面画像である。
【図１１】本開示の一実施形態による、割れを呈していない典型的な高温割れ試験片を示す光学顕微鏡画像である。
【発明を実施するための形態】
【００２２】
金属合金被覆された高強度複合金属組織化または多相組織化鋼が、ここに開示され、これは、スタンピング中の成形を改善し、一方で、優れた成形性、優れた耐破壊性、優れた引張成形性、優れた伸びフランジ性、優れた耐デント性、優れた耐久性、優れた衝撃性能、優れた耐貫入性および耐衝突性、ならびに優れた溶接性の特性のうちの１つ以上を保有する。
【００２３】
金属合金被覆された高強度複合金属組織化または多相組織化鋼が開示および提供され、（ａ）組成物であって、
約０．０２重量％〜約０．２重量％の範囲内の炭素と、
約１．０重量％〜約３．５重量％の範囲内のマンガンと、
約０．１重量％以下のリンと、
約１．２重量％以下のケイ素と、
約０．０１重量％〜約０．１０重量％の範囲内のアルミニウムと、
約０．０２重量％以下の窒素と、
約０．５重量％以下の銅と、
約０．１２重量％以下のバナジウムと、
約０．０５重量％〜約３．５重量％の範囲内のモリブデン、クロム、ニッケル、およびそれらの組み合わせから選択される少なくとも１つの金属であって、モリブデン（Ｍｏ）が、存在する場合、約０．０５％以上かつ約２．０％以下のＭｏ＋Ｃｒの関係を満たしてクロム（Ｃｒ）と共に存在し、ニッケル（Ｎｉ）が、存在する場合、約０．８％以下のＮｉ＋Ｃｕの関係を満たして銅（Ｃｕ）と共に存在する、金属と、
任意選択的に、約０．００５重量％〜約０．８重量％の範囲内のチタン、ニオブおよびそれらの組み合わせから選択される少なくとも１つの金属と、の元素を含む、組成物を含み、
組成物が、意図的に添加されたホウ素を有しておらず、
組成物の残部が、鉄および付随的成分を含む。
【００２４】
一実施形態において、上記組成の多相鋼板は、３０体積％〜７０体積％のマルテンサイトと、２５体積％〜５０体積％のベイナイトと、本質的にフェライトである残りの体積とを組み合わせて有する多相微細組織を有する。代替的に、微細組織のマルテンサイト相は、３５〜６５体積％であり、微細組織のベイナイト相は、微細組織の３０〜約４５体積％であり、残りの体積は、本質的にフェライトである。
【００２５】
本明細書に開示される複合金属組織化鋼は、加工設備との接触および／または冷却効果に起因して対向する表面でいくつかの小さな微細組織／形態変化を有する、鋼板の厚さの本質的に全体にわたって均一な微細組織を有する。
【００２６】
一実施形態において、上記組成の多相鋼板は、約１０００メガパスカルを超える引張強度、少なくとも約６００メガパスカルの降伏強度、ならびにＡＳＴＭ  Ｅ８に従って約１０％を超える伸び、および約６０％を超える降伏／引張比の特性のうちの少なくとも１つを含む、機械的特性を有する。
【００２７】
多相鋼組成物は、少なくとも約０．０１重量％の量の炭素を含む。追加の炭素が、マルテンサイトの形成を増加させるために、例えば、少なくとも０．０２重量％、使用され得る。しかしながら、鋼中の多量の炭素は、成形性および溶接性を低下させ得るため、本発明の多相鋼中の炭素の上限は、約０．２％である。一実施形態において、多相鋼組成物は、約０．０５〜約０．１重量％の炭素含有量を含む。
【００２８】
マンガンは、多相鋼の強度および焼入性を確保するために、少なくとも約０．５重量％存在する。追加のマンガンが、鋼中にマルテンサイト相を形成する安定性を高めるために、例えば、少なくとも約０．８重量％、添加され得る。しかしながら、その量が約３．５重量％を超えたとき、鋼の溶接性が悪影響を受け得るため、マンガン含有量は、約３．５重量％未満である。一実施形態において、マンガン含有量は、約１．２〜３．５重量％である。一実施形態において、マンガン含有量は、約１．８〜３．０重量％である。
【００２９】
リンは、存在しなくてもよいが、少量のリンが、原則として、リンが固溶体硬化の観点からマンガンおよびケイ素に同様の影響を及ぼすため、添加されてもよい。しかしながら、大量のリンが鋼に添加されたとき、鋼の鋳造性および圧延性が低下する。過剰のリンは、粒界に偏析し、鋼の脆性を引き起こす。さらに、過剰のリンの添加は、熱間圧延鋼の表面品質を低下させる。これらの理由から、リンの量は、約０．１重量％未満である。代替的に、リンの量は、約０．０８重量％未満であり、約０．０６重量％未満であってもよい。一実施形態において、リン含有量は、０．００１〜０．１重量％である。一実施形態において、リン含有量は、０．００５〜０．０５重量％である。一実施形態において、リン含有量は、０．０１〜０．０２重量％である。
【００３０】
カルシウムは、硫化物の形状を変えることを助ける。その結果、カルシウムは、硫黄の存在に起因する悪影響を軽減し、最終的に鋼の靭性、伸びフランジ性、および疲労特性を改善する。しかしながら、本発明の複合金属組織化鋼板(complex metallographic structured steel sheet)において、この有益な効果は、カルシウムの量が約０．０２重量％を超えたとき増加しない。カルシウムの上限は、約０．０２重量％である。代替的に、カルシウムの量は、約０．０１重量％未満である。
【００３１】
ケイ素は、延性や成形性の低下をほとんど伴わずに、鋼の強度を改善するために、強化元素として添加される。加えて、ケイ素は、フェライト変態を促進し、パーライト変態を遅らせ、これは、鋼中で複合金属組織または多相組織を安定的に獲得するために有用である。しかしながら、ケイ素の過剰な添加は、鋼の表面品質を低下させ得る。多相鋼中のケイ素含有量は、約１．５重量％未満である。代替的に、ケイ素含有量は、約１．２重量％未満である。一実施形態において、ケイ素含有量は、０．１〜１．０重量％である。一実施形態において、ケイ素含有量は、０．２〜０．８重量％である。
【００３２】
アルミニウムは、鋼の脱酸に使用され、窒素を固定して窒化アルミニウムを形成するために有効である。脱酸元素としてのアルミニウムの下限は、約０．０１重量％である。しかしながら、鋼の延性および成形性を維持するために、アルミニウムは、約０．１重量％未満である。代替的に、アルミニウムの量は、約０．０９重量％未満であり、約０．０８重量％未満であってもよい。一実施形態において、アルミニウム含有量は、０．０１〜０．１重量％である。一実施形態において、アルミニウム含有量は、０．０２〜０．０６重量％である。
【００３３】
ホウ素が意図的に添加されたとき、鋼の圧延性、鋳造性、および他の加工性能が、典型的には、低下するか、またはあまり望ましいものではなくなる。ホウ素が本開示の鋼板中に（故意または意図的に添加されて）存在するべきではないが、少量の意図的ではない添加ホウ素の存在は、除去することが困難であるため、鋼の鋳造または圧延性に悪影響を及ぼさない限り許容することができる。意図的ではない添加ホウ素含有量の上限は、約０．００１５重量％（１５ｐｐｍ）、０．００１重量％（１０ｐｐｍ）、０．０００５重量％（５ｐｐｍ）以下である。
【００３４】
少量の窒素の添加は、有益であり得る。しかしながら、窒素含有量の上限は、約０．０２％である。代替的に、窒素の量は、約０．０１５重量％未満であり、約０．０１２重量％未満であってもよい。
【００３５】
モリブデン、クロム、銅、およびニッケルは、鋼の焼入性および強度を向上するために有効である。これらの元素はまた、残留オーステナイトを安定化させ、マルテンサイトの形成を促進するためにも有用であり、一方でオーステナイトからフェライトへの変態にほとんど影響を有していない。これらの元素はまた、微小亀裂およびボイドの形成および成長の抑制に寄与するため、鋼の衝撃靭性を改善することもできる。本明細書に開示される鋼において、Ｍｏ＋Ｃｒの重量パーセントの合計は、約０．０５〜２．０である。代替的に、Ｍｏ＋Ｃｒの合計は、約０．５〜１．５である。本発明に開示される鋼板において、Ｎｉ＋Ｃｕの重量パーセントの合計は、約０．００５〜０．５である。代替的に、Ｎｉ＋Ｃｕの合計は、約０．１〜０．３である。一態様において、ニッケルおよび銅は、意図的に添加されないが、それにもかかわらず、スクラップ鋼中に様々な量で存在し得、ニッケル（Ｎｉ）は、存在する場合、約０．８重量％未満のＮｉ＋Ｃｕの関係を満たして銅（Ｃｕ）と共に存在する。
【００３６】
ニオブおよびチタンの添加は、固溶体中のこれらの合金元素が鋼の粒を微細化し、「溶液強化」メカニズムによって鋼の強度を向上させることができるため有益である。さらに、これらの合金元素は、非常に微細な析出物を形成し得、これは、オーステナイト再結晶化を遅らせ、かつフェライト粒を微細化するためにも強い効果を有する。これらの微細な析出物は、「析出強化」メカニズムによって鋼の強度をさらに向上させる。これらの元素はまた、オーステナイトからフェライトへの変態を加速するためにも有用である。ニオブおよびチタンの一方が、単独で使用されてもよく、またはそれらが組み合わせて用いられてもよく、組み合わせて使用される場合、チタン（Ｔｉ）は、約０．００５％以上かつ約０．３％以下のＴｉ＋Ｎｂの関係を満たしてニオブ（Ｎｂ）と共に存在する。しかしながら、これらの元素の合計含有量が約０．１５重量％を超えたとき、過剰な析出物が鋼中に形成され、析出硬化を増大させ、鋼および成形部品の製造中の鋳造性および圧延性を低下させる。本開示の鋼において、ニオブ、チタン、またはそれらの組み合わせの総含有量は、約０．１５重量％以下に制限される。一実施形態において、ニオブおよびチタンは、合わせて約０．０８重量％以下の量で存在する。
【００３７】
一態様において、本開示の鋼は、チタン（Ｔｉ）およびニオブ（Ｎｂ）を約０．００５％〜約０．１５％の範囲内で含む。代替的に、ニオブおよびチタンの総含有量は、約０．０１重量％〜約０．０８重量％の範囲内である。
【００３８】
一態様において、少量のバナジウムの添加は、オーステナイト再結晶化を遅らせ、フェライト粒を微細化するために、かつ鋼の強度を向上させるために使用され得る。しかしながら、この元素の総含有量が約０．１２重量％を超えたとき、過剰な炭化バナジウムおよび窒化バナジウムが鋼中に析出される。これらのタイプの析出物は、通常、粒界に形成されるため、過剰な炭化バナジウムおよび窒化バナジウムは、鋼板生産中の鋳造性を低下させ、さらに、製造された鋼板を最終自動車部品に成形またはプレス成形するときの鋼板の成形性を低下させ得る。さらに、鋼板の衝撃靭性、耐破壊性、耐衝突性、引張成形性、伸びフランジ性および疲労特性もまた、過剰な炭化バナジウムおよび窒化バナジウムの発生に起因して低下し得る。したがって、本開示の鋼板中のバナジウム含有量は、約０．１重量％未満である。代替的に、本開示の鋼板中に存在するバナジウムの量は、約０．０２重量％未満である。
【００３９】
一態様において、冷間圧延高強度複合金属組織化鋼(the cold-rolled, high-strength complex metallographic structured steel)は、意図的に添加されたホウ素（Ｂ）が存在しない。別の態様において、冷間圧延高強度複合金属組織化鋼は、意図的に添加されたニオブ（Ｎｂ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、ホウ素（Ｂ）、およびタングステン（Ｗ）が存在しない。
【００４０】
別の態様において、本開示の組成物は、約０．０１重量％以下のカルシウムの意図的な添加を含み得る。
【００４１】
付随的成分および他の不純物は、実施可能な限り低濃度に保たれるべきである。付随的成分は、典型的には、製鋼炉内の溶融組成物の調製で生じるような、製鋼におけるスクラップ金属および他の添加物の使用から生じる成分である。
【００４２】
上記の組成物内に収まる鋼出発材料を用いることによって、鋼板を作製する製造プロセスは、設備要件の要求が少なく、かつ加工制御の制約が少なくなる。さらに、プロセスは、いかなる追加の設備または追加の資本コストなしで、既存の工場で実行され得る。
【００４３】
本開示は、製造コストの増加をほとんどまたは全く伴わずに製鋼業者によって実行され得る、複合金属組織化または多相組織化鋼を確実に作製する実用的な製造方法である。
【００４４】
冷間圧延複合金属組織化鋼板を作成する方法は、ａ）溶鋼をスラブに連続鋳造することであって、溶鋼が、約０．０２重量％〜約０．２重量％の範囲内の炭素と、約１．０重量％〜約３．５重量％の範囲内のマンガンと、約０．１重量％以下のリンと、約１．２重量％以下のケイ素と、約０．０１重量％〜約０．１０重量％の範囲内のアルミニウムと、約０．０２重量％以下の窒素と、約０．５重量％以下の銅と、約０．１２重量％以下のバナジウムと、約０．０５重量％〜約３．５重量％の範囲内のモリブデン、クロム、ニッケル、およびそれらの組み合わせから選択される少なくとも１つであって、モリブデン（Ｍｏ）が、存在する場合、約０．０５％以上かつ約２．０％以下のＭｏ＋Ｃｒの関係を満たしてクロム（Ｃｒ）と共に存在し、ニッケル（Ｎｉ）が、存在する場合、約０．００５％以上かつ約０．５％以下のＮｉ＋Ｃｕの関係を満たして銅（Ｃｕ）と共に存在する、少なくとも１つと、約０．００５重量％〜約０．５重量％の範囲内のチタン、ニオブおよびそれらの組み合わせから選択される少なくとも１つの金属であって、チタン（Ｔｉ）が、存在する場合、約０．００５％以上かつ約０．３％以下のＴｉ＋Ｎｂの関係を満たしてニオブ（Ｎｂ）と共に存在する、金属と、の元素を含む組成物を有し、
組成物が、意図的に添加されたホウ素を有しておらず、
組成物の残部が、鉄および付随的成分を含む、連続鋳造することと、
ｂ）熱間圧延の前に、約（Ａｒ３−３０）℃〜約１０２５℃（約１８７７°Ｆ）の範囲内の出口温度を有する鋼スラブを熱間圧延することと、
ｃ）少なくとも約３℃／秒（約３７．４°Ｆ／秒）の平均冷却速度で熱間圧延鋼を冷却することと、
ｄ）任意選択的に、約４２５℃（約７９７°Ｆ）〜約８２５℃（約１５１７°Ｆ）の温度で鋼を巻き取ることと、任意選択的に、鋼を酸洗いして、サービス品質を改善することと、
ｅ）冷間圧延率が少なくとも約２０％である、鋼を所望される鋼板厚さまで冷間圧延することと、
ｆ）鋼板を約６５０℃（約１２０２°Ｆ）〜約９５０℃（約１７４２°Ｆ）の範囲内の温度で約５秒〜１０００秒間加熱することと、
ｇ）鋼板を約４００℃（約７５２°Ｆ）〜約６００℃（約１１１２°Ｆ）の範囲内の温度で冷却して、２５体積％〜５０体積％のベイナイト相、３０体積％〜７０体積％のマルテンサイト相、本質的にフェライトである残りの体積を組み合わせて有する多相微細組織、かつ約９８０メガパスカルを超える引張強度、ならびにＡＳＴＭ  Ｅ８に従って決定される約１０％を超える伸び、および約６０％を超える降伏比の特性のうちの少なくとも１つを含む機械的特性を得ることと、を含む。一態様において、ステップ（ｇ）の冷却は、約３℃／秒（３７．４°Ｆ／秒）〜１００℃／秒（２１２°Ｆ／秒）であってもよい。
【００４５】
任意選択的に、冷間圧延率は、少なくとも約３０％であってもよい。一実施形態において、鋼板は、亜鉛、アルミニウム、亜鉛およびアルミニウムの合金、マンガン、マグネシウム、または他の遷移金属、およびケイ素のうちの１つ以上を含む被覆によって続いて被覆される。鋼上の被覆は、限定されるものではないが、ガルバニーリングとして公知のプロセス等の、被覆が施された後にアニーリングされ得る。複合相鋼板は、限定されるものではないが、自動車、船舶、飛行機、列車、電化製品、建築用部品および他の機械類を含む用途に成形および使用され得る。
【００４６】
一実施形態において、複合金属組織化鋼を作製する方法は、鋼板を被覆材料の浴に通過させて鋼板の表面を被覆で被覆するステップと、続いて被覆された鋼板を所望される温度にさらに冷却するステップと、を含む。一態様において、鋼板は、金属の溶融浴（「めっき」）を通過する。別の実施形態において、被覆された鋼板は、続いてアニーリングされる。例えば、被覆された鋼板は、約４５０℃（８４２°Ｆ）〜６５０℃（１２０２°Ｆ）の範囲内の温度でアニーリングされ得る。
【００４７】
図１は、連続金属スラブ鋳造機１０の図式的例示である。鋼スラブ鋳造機１０は、シュラウド１８を通して溶鋼１４をタンディッシュ１６に供給するための取鍋１２を含む。タンディッシュ１６は、タンディッシュ１６の底部に接続された浸漬入口ノズル（ＳＥＮ）２２を通して溶融された溶融物１４を鋳型２０に導く。鋳型２０は、少なくとも２つの対向する型面２４および２６を含み、これらは、固定されていてもよく、または移動可能であってもよい。ＳＥＮ ２２は、鋳型２０内の溶融金属の表面（「メニスカス」）の下で鋳型２０内に溶融された溶融物を投入する。
【００４８】
鋳型２０を出る鋳造ストランド２８の幅は、３０における鋳型出口での鋳造機型面の形状によって決定される。２つの対向する型面２４および２６は、幅広の型面であり、鋳型２０は、２つの対向する狭い型面（図示せず）を有して、実質的に矩形形状、または鋳造ストランド２８のいくつかの他の所望される形状を成形する。鋳型２０の少なくとも一対の型面は、典型的には、鋳型２０を通る溶融金属の下方運動を容易にするために振動している。鋳造ストランド２８は、一式のピンチロール３２に入る。一式のピンチロール３２は、鋳造ストランド２８を下方かつ引き抜き整流器３４に向けて供給するように機能する。鋳造中、水（またはいくつかの他の冷却剤）が、鋳型２０を通って循環して、型面で鋳造ストランド２８の表面を冷却および凝固させる。引き抜き整流器３４のローラもまた、必要に応じて、水を噴霧されて、鋳造ストランド２８をさらに冷却し得る。
【００４９】
鋳造ストランド２８は、ストランド２８の進行方向を実質的に水平方向に移行させるように機能する引き抜き整流器３４に入る。引き抜き整流器３４は、ストランドが引き抜き整流器３４を通して少なくとも１つの熱間圧延機３６（図２）に向かって鋳造速度で冷却および進行する際に、鋳造ストランド２８に対する支持を提供する。引き抜き整流器３４は、鋳造が進行する際に、引き抜き整流器を通して鋳造ストランド２８を移動させるようにそのロール用の駆動装置（図示せず）を含む。
【００５０】
代替的に、ストランド２８は、限定されるものではないが、鋳造金属ストランドが引き抜き整流器３４を出て、側方に（すなわち、鋳造ストランドの進行方向を横断して）切断するために十分に凝固された後に、せん断機等の切断工具３８に導かれ得る。ストランド２８が、例えば、スラブ、ブルーム、またはビレットに切断されると、中間製品が、ローラまたは他の支持体上で輸送されて熱間圧延され得る。
【００５１】
図２に示されるように、一実施形態において、鋳造ストランド２８は、一対の圧延ロール３６Ａおよび受けロール３６Ｂを含む少なくとも１つの熱間圧延機３６を通過し、そこで鋳片が、熱間圧延されて所望される厚さに減肉される。圧延された鋳片は、ランアウトテーブル４０上を通過し、そこでそれは、ウォータージェット４２を介してまたは他の適切な手段によって供給される水との接触、ならびに対流および放熱によって冷却される。いずれにしても、圧延された鋳片は、次いで、一対のピンチロール４４Ａを含むピンチロールスタンド４４を通過し、次いで、コイラ４６に導かれ得る。
【００５２】
別の実施形態において、熱間圧延鋼は、次いで、冷間圧延され、任意選択的に、次いで、以下でさらに論じられるように、連続アニーリングおよび被覆システムまたは亜鉛めっきラインを通して加工される。図３に示されるように、鋼板は、少なくとも１つの冷間圧延機５２に鋼板を通すことによって冷間圧延され得る。冷間圧延機は、典型的には、一対の圧延ロール５２Ａおよび受けロール５２Ｂを有し、鋼板厚さは、所望される厚さまで減肉される。
【００５３】
図４および図５に示される連続アニーリングおよび被覆システムの一例において、連続アニーリングおよび被覆システムは、冷間圧延鋼がアンコイラ５０上に配置される、鋼板供給設備４８を含む。鋼板は、１つの鋼板の後端を別の鋼板の先端と接合することができる溶接機（図示せず）を通過するように構成され得る。
【００５４】
鋼板は、すすぎ浴５６を有する洗浄ステーション５４を通過するように構成され得る。連続アニーリングおよび被覆システムはさらに、加熱ゾーン５８、浸漬またはアニーリングゾーン６０、および冷却ゾーン６２を含み得る。一例において、鋼板が被覆のための温度に達したとき、鋼板は、亜鉛めっき浴６４を通過するように構成され得る被覆アニーリング炉、またはガルバニーリング炉６６が使用され得る。連続アニーリングおよび被覆システムは、テンパーミル６８と、連続アニーリングおよび被覆システムを通して鋼板を供給する際の変動に適応するために少なくとも１つの鋼板滞留装置７０とを含み得る。冷却システムおよび他の化学処理が提供されてもよい。単に例として、図５に示されるように、鋼は、空冷タワー７２または他の冷却システムを通って移動することによって空冷される。
【００５５】
本開示の結果として生じる冷間圧延され、アニーリングされ、被覆および冷却された鋼は、高い降伏強度、高い引張強度を有し、かつ複合金属組織または多相組織を有する。多相微細組織は、２５体積％〜５０体積％のベイナイト、３０体積％〜７０体積％のマルテンサイト、本質的にフェライトである残りの体積を組み合わせて有する。
【００５６】
本開示の複合相鋼は、優れた成形性、優れた耐破壊性、優れた引張成形性、優れた伸びフランジ性、優れた耐デント性、優れた耐久性、優れた耐貫入性、優れた耐衝突性、優れた衝撃性能、および優れた溶接性から選択される特性のうちの１つ以上を有し、好ましい実施形態において、優れた表面および形状品質を有する。
【００５７】
優れた成形性に関して、それは、鋼製品の機械試験の標準試験方法および定義に関するＡＳＴＭ  Ｅ８に基づいて測定された全伸びが約１０％を超え、さらに約１２％を超える場合があることを意味し、一方で鋼の引張強度は、鋼製品の機械試験の標準試験方法および定義に関するＡＳＴＭ  Ａ３７０に基づいて測定されて、約９８０メガパスカルを超え、さらに約１０００メガパスカルを超える場合がある。より高い全伸び値が、ＪＩＳ規格等の他の引張試験規格を用いるときに報告され得る。
【００５８】
優れた耐破壊性、優れた引張成形性および優れた伸びフランジ性に関して、それは、穴広げ率が約３０％を超え、さらに約４０％を超える場合があることを意味する。一態様において、３０％を超える穴広げ率は、見かけのせん断破壊もエッジ破壊もせずに、様々な複合部品のスタンピングおよび成形を可能にする。例えば、鋼板が、部品を半径方向に引張すること、および部品のエッジを引張することを含む穿刺または成形プロセス中に成形されるとき、見かけのせん断破壊もエッジ破壊も観察されない。穴広げ率は、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ  Ｔ１００１で定義される。
【００５９】
優れた耐デント性、優れた耐久性、優れた耐貫入性、および優れた耐衝突性に関して、それは、降伏強度が６００メガパスカルを超え、さらに７００メガパスカルを超える場合があること、および降伏／引張比、または降伏比が、約６０％を超え、さらに約７０％を超える場合があることを意味する。
【００６０】
優れた溶接性に関して、それは、溶接性が同様の引張強度を有する公知の先進の高強度鋼の溶接性よりも優れていることを意味する。抵抗スポット溶接のために生成された溶接ローブチャートに関して、溶接電流範囲は、２０００アンペアよりも広い場合があり、９８０メガパスカルを超える引張強度を有する鋼では２２００アンペアよりも広い場合がある。さらに、抵抗スポット溶接後の剥離試験に関して、剥離試験が鋼板の同様の部分の溶接ナゲットに対して実施されたとき、ナゲットは、広範囲の溶接条件を使用して、縮み、ボイド、または微小亀裂を最小限に有するか、有していないことが観察される。より長い保持時間で界面剥離もナゲットサイズの変化も溶接された試料に現れない。抵抗スポット溶接後のたがね試験に関して、たがね試料は、いずれも分離されず、ベース鋼は、多相鋼板の試料溶接部の周囲で変形した。
【００６１】
非常に良好な表面および形状外観が、鋼板が酸洗いされ、次いで、亜鉛めっきされ、任意選択的に亜鉛めっきおよびガルバニーリングされ、次いで、１％以下の全伸びまたは伸張を使用してテンションレベリングまたはスキンパスされたときに定性的に観察される。本発明の複合相鋼は、以下のステップを有する方法によって製造され得る：
ｉ．溶鋼を、厚さが約２５〜約１００ｍｍであり得るスラブに連続鋳造するステップであって、組成物の溶鋼が、
組成物であって、
約０．０２重量％〜約０．２重量％の範囲内の炭素と、
約１．０重量％〜約３．５重量％の範囲内のマンガンと、
約０．１重量％以下のリンと、
約１．２重量％以下のケイ素と、
約０．０１重量％〜約０．１０重量％の範囲内のアルミニウムと、
約０．０２重量％以下の窒素と、
約０．５重量％以下の銅と、
約０．１２重量％以下のバナジウムと、の元素を含む、組成物の成分を有し、
組成物が、意図的に添加されたホウ素を有しておらず、
組成物の残部が、鉄および付随的成分を含む、ステップ。
ｉｉｉ．鋼スラブを熱間圧延して、熱間圧延帯または熱間圧延板を形成し、約（Ａｒ３〜３０）℃〜約１０２５℃（約１８７７°Ｆ）の範囲内の仕上げ出口温度または熱間圧延終了温度で熱間圧延プロセスを完了するステップ。
ｉｖ．熱間圧延後、熱間圧延鋼を少なくとも約３℃／秒（約３７．４°Ｆ／秒）の平均冷却速度で冷却するステップ。
ｖ．任意選択的に、冷却された鋼板を約４２５℃（約７９７°Ｆ）〜約８２５℃（約１５１７°Ｆ）の温度で巻き取るステップ。
ｖｉ．任意選択的に、表面品質を改善するためにコイルを酸洗いするステップ。
ｖｉｉ．全圧下率または圧延率が少なくとも約２０％である、所望の鋼板厚さまでコイルを冷間圧延するステップ。
ｖｉｉｉ．亜鉛か、アルミニウムか、亜鉛およびアルミニウムの合金か、またはアルミニウム、亜鉛および任意選択にケイ素の合金の被覆を、鋼板の表面に施して、耐腐食性を改善するために、溶融めっき（亜鉛めっきプロセスとしても公知）によってめっきするステップ。代替的に、溶融めっきの方法は、
鋼板を約６５０℃（約１２０２°Ｆ）〜約９５０℃（約１７４２°Ｆ）の範囲内の温度まで加熱し、加工ラインの浸漬ゾーン内でその温度を所望される期間保持することを含み得るステップと、
鋼板を、被覆材料の浴内の温度に近い温度であり得る、約４００℃（約７５２°Ｆ）〜約６００℃（約１１１２°Ｆ）の範囲内の温度で冷却するステップと、
鋼板を被覆材料の浴を通して浸漬させて、鋼板の表面を被覆で被覆するステップと、
鋼板を所望される温度までさらに冷却するステップと、を含む。溶融めっきプロセス後に特定の冷却速度は、必要とされない。
ｉｘ．任意選択的に、溶融めっきプロセス（ガルバニーリング処理としても公知）後に、例えば、限定されるものではないが、約１〜３０秒等の所望される期間、鋼板を約４５０℃（８４２°Ｆ）〜６５０℃（１２０２°Ｆ）の範囲内の温度まで加熱または再加熱することによって、鋼板上の被覆をアニーリングするステップであって、アニーリング期間は、３０秒を超えてもよい、ステップ。
ｘ．溶融めっき、および任意選択的にアニーリングの後、テンションレベリング、スキンパス、および調質圧延のうちの１つ以上が、被覆された鋼板の表面形状を改善するために用いられ得る。
【００６２】
いくつかの実施形態において、方法はまた、初期ステップとして、限定されるものではないが、小型鋳片生産設備等の、鋳型を有する連続金属スラブ鋳造機を組み立てることと、鋳型内に溶鋼を導入することと、を含む。
【００６３】
代替的に、冷間圧延後、鋼板は、被覆材料の浴を通して鋼板を浸漬するステップを省略した連続アニーリングラインに導かれてもよい。
【００６４】
代替的に、上記の化学組成を有する１００ｍｍより厚い鋼スラブが、連続鋳造によって生産されてもよい。１００ｍｍより厚い等の厚いスラブについて、再加熱ステップが、熱間圧延処理の前に所望され得る。再加熱ステップにおいて、鋼スラブは、約１０００℃（１８３２°Ｆ）〜約１３５０℃（２４６２°Ｆ）の範囲内の温度まで再加熱され、その後、この温度で約１０分間以上保持される。
【００６５】
上記のプロセス、ステップｉ〜ｘにおいて、複合金属組織は、連続アニーリング上の冷間圧延後の連続アニーリング、および代替的または追加的に、溶融めっきシステムまたは亜鉛めっきラインによって形成され得る。鋼板は、任意の最終用途のための所望される端形状を製造するように成形またはプレス成形され得る。
【００６６】
図６Ａ、６Ｂ、６Ｃ、および６Ｄは、本発明の多相組織鋼１００の顕微鏡写真を示す。図６Ａ〜６Ｄの顕微鏡写真は、それぞれ、５，０００倍、８，０００倍、１０，０００倍、および１５，０００倍の倍率で得られた。これらの顕微鏡写真によって例示されるように、微細な硬質マルテンサイトの島／粒子が、基質中に均一に分布される。顕微鏡写真はまた、鋼中のフェライト相１０６、ベイナイトまたはベイナイトフェライト相１０７の存在を示す。
【００６７】
図７は、本開示の冷間圧延鋼板の多相組織のデコンボリューションされた相分率図を図示する。
【００６８】
図７から見ることができるように、代表的な例において、マルテンサイト１０５は、３０体積％〜７０体積％、ベイナイト１０７は、２５体積％〜５０体積％であり、残りの体積は、本質的にフェライト１０６である。代替的に、微細組織のマルテンサイト相は、３５〜６５体積％であり、微細組織のベイナイト相は、微細組織の３０体積％〜約４５体積％であり、残りの体積は、本質的にフェライトである。代替的に、微細組織のマルテンサイト相は、４０体積％〜７０体積％であり、微細組織のベイナイト相は、微細組織の３５体積％〜４０体積％であり、残りの体積は、本質的にフェライトである。代替的に、微細組織のマルテンサイト相は、約４０体積％〜約５０体積％であり、微細組織のベイナイト相は、微細組織の約３５体積％〜約４５体積％であり、残りの体積は、本質的にフェライトである。
【００６９】
複合金属組織または多相組織は、検出可能な残留オーステナイトを含まない、マルテンサイト、ベイナイト、残部フェライトを含む。さらに、本開示によって生産された鋼板は、既存の市販の製造設備を使用して製造され得る。本開示の複合相鋼の組成は、本明細書に説明された元素を含む。
【００７０】
本開示による複合相鋼を生産するための代替的なプロセスは、以下のステップを含む：
ｉ．溶鋼をスラブに連続鋳造するステップ。
ｉｉ．約１００ｍｍを超える厚さ等の厚いスラブに対して、再加熱炉内で約１０２５℃（１８７７°Ｆ）〜約１３５０℃（２４６２°Ｆ）、代替的に約１０５０℃（約１９２２°Ｆ）〜約１３００℃（２３７２°Ｆ）の範囲内の温度まで再加熱し、熱間圧延プロセスを実施する前に厚いスラブの初期微細組織の均一性を確保するために、厚い鋼スラブを特定の温度範囲内に少なくとも約５分間、代替的に少なくとも約６０分間保持するステップ。上述されたように、約２５ｍｍ〜約１００ｍｍの厚さ等の薄いスラブに対しては、再加熱プロセスは、除かれ得る。
ｉｉｉ．鋼スラブを熱間帯または熱間圧延板に熱間圧延し、約（Ａｒ３−３０）℃〜約１０００℃（約１８３２°Ｆ）、代替的に約（Ａｒ３−２０）℃〜約９８０℃（約１７９６°Ｆ）の範囲内の仕上げ出口温度または熱間圧延終了温度で熱間圧延プロセスを完了するステップ。
ｉｖ．熱間圧延を完了した後、熱間圧延鋼を少なくとも約３℃／秒（約３７．４°Ｆ／秒）、代替的に少なくとも約５℃／秒（約４１°Ｆ／秒）の平均冷却速度で冷却するステップ。
ｖ．任意選択的に、熱間帯が約８２５℃（約１５１７°Ｆ）以下の温度まで冷却されたとき、従来のコイラによって熱間圧延鋼を巻き取るステップ。巻き取りは、約８２５℃未満から周囲温度までの任意の温度で行われ得る。代替的に、巻き取りステップは、約５００℃（約９３２°Ｆ）〜約７５０℃（約１３８２°Ｆ）の温度で実施されてもよい。
ｖｉ．任意選択的に、表面品質を改善するために、熱間圧延コイルを酸洗いするステップ。
ｖｉｉ．熱間圧延および任意選択的に酸洗いされたコイルを所望されるときに所望される鋼板厚さまで冷間圧延するステップ。従来の冷間圧延スタンドまたは冷間圧延機が使用されることができ、冷間圧延圧下率または圧延率は、少なくとも約２０％、代替的に少なくとも約３０％である。
ｖｉｉｉ．鋼板を、約６２５℃（約１１５７°Ｆ）を超える温度、代替的に、約６５０℃（約１２０２°Ｆ）〜約９２５℃（約１６９７°Ｆ）、さらに別の変形例では約６７５℃（約１２４７°Ｆ）〜約９００℃（約１６５２°Ｆ）の範囲内まで加熱し、次いで、約１０秒〜１０分間その温度で鋼板を保持するステップ。加熱および保持ステップは、図３に示されるように、鋼板供給設備４８、加熱ゾーン５８、浸漬またはアニーリングゾーン６０、冷却ゾーン６２、および溶融めっきまたは亜鉛めっき浴６４を有し得る、従来の溶融めっきライン（連続鋼板亜鉛めっきラインとしても公知）に鋼板を通過させることによって達成され得る。溶融めっきラインでは、加熱および保持ステップは、加熱ゾーン５８および浸漬またはアニーリングゾーン６０で達成され得る。代替的に、加熱ステップは、連続アニーリングラインまたは他の処理ラインで行われ得る。
ｉｘ．鋼板を連続亜鉛めっきラインの冷却ゾーンを通して移動させることによって達成され得る、鋼板を冷却するステップ。鋼板の組成は、冷却パターンおよび速度の変動にかかわらず安定した材料特性を維持し、それゆえに、このステップでの冷却速度の特定の範囲は、必要とされないが、５℃／秒を超えてもよい。
ｘ．鋼板の温度が亜鉛めっき浴中の温度に近い温度まで低下したときに鋼板の冷却を中止するステップであって、亜鉛めっき浴中の温度が、通常、約４００℃（約７５２°Ｆ）〜約５５０℃（約１０２２°Ｆ）の範囲内、代替的に約４２５℃（約７９７°Ｆ）〜約５２５℃（約９７７°Ｆ）の範囲内に設定される、ステップ。
ｘｉ．鋼板を亜鉛めっき浴（亜鉛ポット、亜鉛合金ポット、またはアルミニウム合金ポット）に通過させて、鋼板の表面を被覆、通常、亜鉛被覆または亜鉛合金被覆で被覆して、鋼板の耐腐食性を改善するステップ。亜鉛めっき浴中の滞留時間は、典型的には、約１秒〜約２０秒の範囲内であるが、設備および顧客によって指定された被覆重量に依存して多少変わり得る。鋼板は、次いで、冷却され得、特定の冷却速度は、必要とされない。
ｘｉｉ．任意選択的に、鋼板が亜鉛めっき浴中に浸漬され、そこから取り出された後に合金化処理として溶融めっき被覆をアニーリングするステップ。この後続の合金化プロセス、またはガルバニーリングは、鋼板を４５０℃（８４２°Ｆ）〜７００℃（１２９２°Ｆ）、約４７５℃（約８８７°Ｆ）〜約６５０℃（約１２０２°Ｆ）であり得る範囲内の温度まで加熱または再加熱すること等によって、従来の方式で実行され得る。
ｘｉｉｉ．任意選択的に、ステップ（ｘｉｉｉ）のようにガルバニーリングの合金化プロセス後に鋼をさらに冷却するステップ。このプロセス中に特定の冷却速度は、必要とされず、例えば、３℃／秒（５．４／秒）以上であってもよい。
ｘｉｖ．限定されるものではないが、亜鉛めっき、ならびに任意選択的に、亜鉛めっきおよびガルバニーリングの両方等の溶融めっき後、次いで、テンションレベリング、スキンパス、または調質圧延のうちの１つ以上が実施されて、表面形状を改善し得る、および／または被覆された鋼板の所望される表面組織を付与し得るステップ。テンションレベリング、スキンパス、または調質圧延中に使用される伸張または伸びの量は、例えば、被覆された鋼板の厚さ、幅および形状、ならびに生産設備の能力に応じて約０％〜約３％の範囲内、またはそれを超えて選択され得る。
ｘｖ．必要に応じて、本発明の複合相鋼板は、成形、例えば、ホットスタンピングされ得るか、または高温プレスで最終用途のための所望される端形状に成形され得る。
【００７１】
上記のプロセスにおいて、熱間圧延鋼板は、上記のステップ（ｘｉ）〜（ｘｖ）のように、連続溶融亜鉛めっきラインで同様の条件下で溶融めっき（溶融亜鉛めっき、ならびに任意選択的に亜鉛めっきおよびガルバニーリングの両方等）を直接施され得る。
【００７２】
一実施形態において、初期ステップは、限定されるものではないが、小型鋳片生産設備等の、鋳型を有する連続金属スラブ鋳造機を組み立てることと、上述の範囲内の元素を有する組成物を有する溶鋼を鋳型内に導入することと、を含む。
【００７３】
多相鋼を開発する過程で、数種類の低炭素溶鋼を、電気アーク炉を使用して作製し、次いで、Ｈｕｇｅｒ，Ｓ．Ｃ．に位置するＮｕｃｏｒ−Ｂｅｒｋｅｌｅｙ  Ｃｏｍｐａｃｔ  Ｓｔｒｉｐ  Ｐｒｏｄｕｃｔｉｏｎ  Ｐｌａｎｔで約５０ｍｍ〜８０ｍｍの範囲の厚さの薄い鋼スラブに成形した。
【００７４】
数個の代表的な鋼の主要化学元素の濃度が以下の表１に提示される。これらの鋼を、本発明の方法によって製造し、表１に示されていない元素を含むこれらの鋼の化学元素は、本開示によって指定される範囲内であった。
【表１】
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【００７５】
鋼スラブの各々を、熱間圧延終了温度または（Ａｒ３?２０）℃〜９５０℃（１７４２°Ｆ）の範囲の仕上げ出口温度を使用して熱間圧延して、それぞれの熱間帯を成形した。熱間圧延が完了した直後、熱間圧延鋼板を５℃／秒（４１°Ｆ／秒）より速い冷却温度を使用して、５００℃（９３２°Ｆ）〜７２５℃（１３３７°Ｆ）の範囲の冷却温度まで従来のランアウトテーブルで水冷し、次いで、対応する温度で巻き取った。
【００７６】
熱間圧延および巻き取りの後、熱間帯を酸洗いして、表面品質を改善し、次いで、冷間圧延して、１．２ｍｍ〜２．０ｍｍの範囲内の最終厚さを有する冷間圧延鋼板を得た。冷間圧延ステップは、３０％〜７０％の範囲内の全冷間圧延率を使用して従来のリバース式冷間圧延機で実施された。
【００７７】
次いで、冷間圧延鋼板を連続溶融亜鉛めっきラインで溶融亜鉛めっきした。めっき前に、冷間圧延鋼板を、約５秒〜３分の浸漬時間で約７２５℃（１３３５°Ｆ）〜８７５℃（１６０７°Ｆ）の浸漬温度まで加熱した。代替的に、浸漬時間は、約３秒〜１０分の間であってもよい。ライン速度は、３０ｍ／分〜１２５ｍ／分の範囲であった。亜鉛めっき浴（亜鉛合金ポットとしても公知）内の温度は、４５０℃（８４２°Ｆ）〜４８０℃（８９６°Ｆ）の範囲内に設定された。
【００７８】
続いて、被覆された鋼板を１％以下の全伸びまたは伸張を使用して、テンションレベリングおよびスキンパスした。良好な表面外観および形状品質が、本発明の方法によって製造された、結果物である溶融めっき鋼の全てに対して観察された。
【００７９】
全厚試験片を長手方向（Ｌ）および横断方向（Ｔ）に沿って溶融めっき鋼板から採取し、次いで、試験片を標準ＡＳＴＭ引張試験片に機械加工した。引張試験を、Ｍｅｒｌｉｎ  Ｓｏｆｔｗａｒｅ備えた、３０ｋＮ（６７５０ｌｂ）の容量を有するＩｎｓｔｒｏｎ  ５５６７卓上試験システムを使用して、標準ＡＳＴＭ  Ｅ８法に従って試験片に対して実施した。
【００８０】
降伏強度、引張強度および全伸びを含む最終厚さ試験片の機械的特性を引張試験中に測定した。より具体的には、降伏強度を、０．２％のオフセット歪みで試験片に対して決定した。
【００８１】
１．５ｍｍの最終厚さを有する本発明の多相鋼板試験片についての材料特性測定結果が以下の表２に提示される。
【表２】
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【００８２】
表２に示される材料特性データは、本発明の溶融めっき複合金属組織化または多相組織化鋼が高い引張強度および高い伸びを呈することを例示し、これらの鋼が強度および成形性の良好な組み合わせを有することを示している。
【００８３】
降伏強度は、鋼の耐デント性、耐久性および耐衝突性を特徴付ける１つのパラメータである。より高い降伏強度は、鋼板の耐デント性、耐久性および耐衝突性を改善する。したがって、本開示の方法によって製造された溶融亜鉛めっき複合金属組織化または多相組織化鋼は、同様の引張強度を有する市販の二相鋼と比較して、より良好な耐デント性、より良好な耐久性、より良好な耐貫入性およびより良好な耐衝突性を保有する。このため、本発明の多相鋼は、一定の鋼板金属部品が先行技術の鋼を使用するよりも容易に製造されることを可能にし、設計の柔軟性を提供し、かつ効率を改善する。
【００８４】
降伏／引張比、または降伏比に対する同様の観察が、表２でなされ得、本発明の溶融亜鉛めっき複合金属組織化または多相組織化鋼は、市販の冷間圧延ホウ素含有鋼と関連付けられたものに相当する降伏比を呈する。例えば、意図的に添加されたホウ素を含まない本発明の多相鋼の降伏比は、６５％より高い。この特性は、本発明の多相溶融めっき鋼の耐デント性、耐久性、耐貫入性および耐衝突性が、同様の引張強度を有する市販のホウ素含有高強度鋼と関連付けられたものと同等であることをさらに実証する。
【００８５】
本発明の方法によって製造された複合金属組織化または多相組織化鋼は、いかなる困難もなく、所望される部品にホットスタンピングもしくはコールドスタンピングおよび／あるいは抵抗スポット溶接またはレーザ溶接もしくはアーク溶接され得、一方で市販のホウ素含有二相鋼は、同種類の部品を作製するために、スタンピングプロセス中の様々な成形上の問題、および溶接上の問題に遭遇する可能性が高い。見かけのせん断破壊もエッジ破壊も、市販の冷間圧延ホウ素含有鋼に相当して、スタンピングまたは成形プロセス中に本発明の多相鋼で観察されなかった。このスタンピングまたは成形プロセスは、部品を半径方向に引張するプロセスおよび部品のエッジを引張するプロセスを含んでいた。
【００８６】
超高強度鋼を使用する際の重要な課題は、良好な溶接性を達成することである。溶接性を評価するために、抵抗スポット溶接試験、ガスメタルアーク溶接試験およびレーザビーム溶接試験を、１．５ｍｍの厚さを有する本開示の冷間圧延溶融亜鉛めっき多相(cold rolled, hot dip galvanized multiphase)または複合金属組織化鋼板の代表的な試料およびガルバニーリングされていない試料に対して行った。
【００８７】
抵抗スポット溶接評価について、ＷＳＩ台座抵抗スポット溶接機を使用した。採用した溶接制御および溶接チェッカは、それぞれ、Ｍｉｙａｃｈｉ  ＩＳＡ−５００  ＡＲ  ＭＦＤＣおよびＭｉｙａｃｈｉ  ＭＭ−３７０Ａであった。ＭＴＳ８１０材料試験システムを引張試験に使用し、Ｎｉｋｏｎ  ＳＭＺ８００顕微鏡を微細組織検査に使用した。抵抗スポット溶接性手順は、溶接ローブの生成、電極寿命試験、引張せん断試験、十字形引張試験、冶金検査および微小硬さ試験からなる。
【００８８】
電極キャップの設置および整列後、初期加圧時間を調整して一定の電極力を確保した。溶接を開始する前に、電極の整列を検証した。溶接は、公称溶接時間に、最小ナゲット径、または最小溶接サイズを生成するために必要な電流を見つけることから始まる。いくつかの調整スポット溶接を、プロセスが安定したように見えるまで、まず生成した。電極調整後、鋼試験片を溶接し、１００Ａ（アンペア）の増分で剥離試験して、図８に示されるように溶接ローブ図２００の点Ａ（最大溶接時間における最小溶接寸法）を生成した電流を決定した。３つの試験片を、決定された溶接電流を使用して生成および剥離試験した。
【００８９】
図８に提示されるように、溶接ローブ図を、最小溶接サイズ曲線および散り曲線を確立することによって生成した。最小溶接サイズ曲線２０１は、点Ａ、ＢおよびＣからなる。これらの場所は、３つの異なる溶接時間の各々において最小溶接サイズを生成するために必要な電流を表す。この場合の３つの溶接時間は、最大溶接時間、公称溶接時間、および最小溶接時間であった。散り曲線２０３を、試験片の第２のスポット溶接部で散りが観察されるまで２００Ａの増分で溶接電流を増加させることによって確立した。散り手順はまた、溶接ローブ上の点Ｄ、ＥおよびＦに結果として生じる３つの溶接時間の各々についても行われた。
【００９０】
溶接ローブ幅は、散りを引き起こす前に所望される溶接を行う操作範囲である。より広いローブ幅は、溶接操作に対してより広い操作範囲を提供する。本開示の冷間圧延溶融亜鉛めっき超高強度多相(cold rolled, hot dip galvanized, ultra-high strength, multiphase)
または複合金属組織化鋼の試験結果は、同様の強度の従来のホウ素含有鋼板または先行の冷間圧延溶融亜鉛めっき鋼板と比較して測定されるより広い電流範囲を実証する。本発明の多相鋼板の各々測定された溶接時間の電流範囲は、１．５ｋＡより広く、１．７ｋＡより広くてもよい。
【００９１】
溶接ローブの各点について、３つの引張せん断試験片および３つの十字形引張試験片を生成した。１つの試験片を微細組織検査および微小硬さ試験用の各点に対して生成した。引張せん断および十字形引張試験を実施し、ピーク荷重を記録した。追加の試験片を、微細組織検査および微小硬さ試験のために溶接ローブ図の点Ｇに生成した。本明細書に説明されるように調製および溶接された代表的な試料の引張せん断および十字形引張試験の結果は、それぞれ、表３および表４にまとめられている。
【表３】
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【表４】
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【００９２】
本開示の冷間圧延溶融亜鉛めっき超高強度多相または複合金属組織化鋼から採取された抵抗スポット溶接試料のうち、溶接ナゲットは、溶接ローブ内に縮みボイドまたは微小亀裂を有していないことが観察された。図９Ａ、９Ｂ、９Ｃ、９Ｄ、９Ｅ、９Ｆおよび９Ｇは、それぞれ、溶接ローブ図上の、点Ａ（試料３０１によって表される）、Ｂ（試料３０２によって表される）、Ｃ（試料３０３によって表される）、Ｄ（試料３０４によって表される）、Ｅ（試料３０５によって表される）、Ｆ（試料３０６によって表される）、およびＧ（試料３０７によって表される）で生成された溶接の光学顕微鏡画像である。これらの溶接された試料に対する検査では、抵抗スポット溶接部の微小亀裂も欠陥も見られなかった。
【００９３】
ガスメタルアーク溶接評価を実施するために、ＯＴＣ  Ａｌｍｅｇａ  ＡＸ?Ｖ６  Ｒｏｂｅｒｔを用いた。ゼロギャップおよび０．５ｍｍギャップの２つのギャップ条件を試験した。ゼロギャップ条件では、ワイヤ供給速度を、安定したアークが達成されるまで０．２ｍ／分の増分で増加させ、溶け込みが１０％を超え、喉厚が鋼板厚さの７０％を超えた。このワイヤ送給速度は、品質下限ＶＤＭＩＮとして定義され、６．０ｍ／分であるように決定された。ワイヤ供給速度を、次いで、過剰な溶け込みの直前に溶接部が生成されるまで増加させた。このワイヤ送給速度は、品質上限ＶＤＭＡＸとして定義され、８．２ｍ／分であるように決定された。品質下限と上限との間の範囲は、それゆえに、２．２ｍ／分である。
【００９４】
決定された品質限界を使用して、連続重ね溶接およびステッチ重ね溶接試験の両方を行った。本開示の冷間圧延溶融亜鉛めっき超高強度多相または複合金属組織化鋼から採取されたガスメタルアーク溶接試料のうち、ゼロギャップおよび０．５ｍｍギャップの両方を有する全ての連続重ね溶接およびステッチ重ね溶接が、品質限界範囲内にボイドまたは微小亀裂を有していないことが観察された。
【００９５】
図１０Ａ、１０Ｂ、１０Ｃ、１０Ｄ、１０Ｅ、１０Ｆ、１０Ｇおよび１０Ｈは、それぞれ、条件（Ａ）ＶＤＭＩＮでのゼロギャップによる連続重ね溶接、（Ｂ）ＶＤＭＡＸでのゼロギャップによる連続重ね溶接、（Ｃ）ＶＤＭＩＮでの０．５ｍｍギャップによる連続重ね溶接、（Ｄ）ＶＤＭＡＸでの０．５ｍｍギャップによる連続重ね溶接、（Ｅ）ＶＤＭＩＮでのゼロギャップによるステッチ重ね溶接、（Ｆ）ＶＤＭＡＸでのゼロギャップによるステッチ重ね溶接、（Ｇ）ＶＤＭＩＮでの０．５ｍｍによるステッチ重ね溶接、および（Ｈ）ＶＤＭＡＸでの０．５ｍｍによるステッチ重ね溶接の下で生成された本開示の冷間圧延亜鉛めっき多相超高強度鋼板試料４０１、４０２、４０３、４０４、４０５、４０６、４０７、および４０８のガスメタルアーク溶接部の代表的な光学断面図であり、それぞれ、ｔ１およびｔ２は、鋼板厚さに等しく、ａは、溶接喉に等しく、ｂは、溶接幅に等しく、ｈは、溶け込みに等しい。
【００９６】
レーザビーム溶接評価中、ＢＩＭＯレーザ加工ヘッドを有するＹＬＲ−５０００ファイバレーザを用いた。最大レーザ溶接速度を、単一鋼板および重ね継手試験片について決定した。重ね継手試験片間のギャップは、０．１ｍｍであった。レーザ出力を３．６ｋＷに設定した。高温割れ試料を除く全ての溶接を、溶接の最後の１０％においてレーザ出力を５０％減少させて行った。レーザ溶接速度を、最大溶接速度が達成されるまで、０．２ｍ／分の増分で増加させた。最大溶着速度は、溶接部の根元側で連続継ぎ目をちょうど区別することができる速度として定義され、それぞれ、単一鋼板について４．８ｍ／分、重ね継手について３．０ｍ／分であるように決定された。
【００９７】
高温割れ試験片をクランプ治具内でレーザビーム溶接した。試験片の長さに対する溶接継ぎ目角は、７°であった。溶接継ぎ目を、４．８ｍ／分の最大速度で４．０ｋＷのレーザ出力を使用して、クーポンエッジから３ｍｍで開始した。本開示の冷間圧延溶融亜鉛めっき超高強度多相または複合金属組織化鋼から採取された試験された高温割れ試験片の全てが、割れを示さなかった。亀裂を有していない溶接部４１２を有する典型的な高温割れ試験片４１０を示す光学顕微鏡画像が図１１に提示される。
【００９８】
連続重ね継手溶接パネルを、１６ｍｍの重なりおよび４８０ｍｍの溶接長でレーザビーム溶接した。溶接継ぎ目を重なりの中心に位置付けた。０．１ｍｍ厚さのシムを鋼板間に配置して、０．１ｍｍの溶接前ギャップを生成した。レーザ出力を３．０ｍ／分の溶接速度で４．０ｋＷに設定した。鋼板寸法は、５００×１２０ｍｍ（１２０ｍｍは、圧延方向に対応する）であった。連続重ね溶接パネルと同一溶接パラメータおよび鋼板寸法を使用して、ステッチ重ねレーザビーム溶接パネルを、次いで、生成した。ステッチ溶接部の長さは２５ｍｍであり、溶接部間の間隔は２０ｍｍであった。引張せん断試験片を、連続およびステッチ溶接重ね継手パネルの両方からウォータージェット切断した。十字形引張試験片もまた２５ｍｍの溶接長さで溶接した。溶接継ぎ目を、溶接ビードの頂部が頂部鋼板の長さと平行になるように配向した。鋼板間のギャップは、０．１ｍｍであった。
【００９９】
完全溶け込みを、本開示の冷間圧延溶融亜鉛めっき超高強度多相または複合金属組織化鋼から採取された、引張せん断レーザビーム溶接試験片、および十字形引張レーザビーム溶接試験片の全てに対して得た。これらの溶接試験片の全てに対する目視検査では、孔、表面割れ、スプラッシュまたはスパッタ、およびアンダーカットが見られなかった。したがって、本発明の多相鋼板が、同様の引張強度の市販の鋼板よりも溶接性が高いことが実証された。
【０１００】
溶接性は、鋼が自動車および他の産業の一定の用途に使用され得るか否かを決定するために使用される１つのパラメータである。したがって、上記の例は、本発明の方法によって開発された鋼の組成および微細組織が、同様の強度の市販の冷間圧延ホウ素含有超高強度鋼ならびに過去の冷間圧延および被覆鋼のための先行技術の方法の溶接性を超える、改善された溶接性をもたらすことを例示する。
【０１０１】
本開示は、本開示の少数の代表的な実施形態のみに関して詳細に示され説明されているが、本開示を開示された特定の実施形態に限定することを意図していないことが当業者によって理解されよう。本開示の新規な教示および利点から実質的に逸脱せずに、特に上記の教示に照らして、開示された実施形態に対して様々な修正、省略、および追加が行われ得る。したがって、添付の特許請求の範囲によって定義される本発明の範囲内に含まれ得るような全てのかかる修正、省略、追加、および均等物を網羅することが意図されている。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６Ａ．６Ｂ】
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【図６Ｃ】
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【図６Ｄ】
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【図７】
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【図８】
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【図９Ａ】
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【図９Ｂ】
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【図９Ｃ】
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【図９Ｄ】
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【図９Ｅ】
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【図９Ｆ】
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【図９Ｇ】
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【図１０Ａ】
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【図１０Ｂ】
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【図１０Ｃ】
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【図１０Ｄ】
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【図１０Ｅ】
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【図１０Ｆ】
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【図１０Ｇ】
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【図１０Ｈ】
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【図１１】
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【手続補正書】
【提出日】令和1年7月3日(2019.7.3)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
冷間圧延複合金属組織化鋼であって、
（ａ）組成物であって、
約０．０２重量％〜約０．２重量％の範囲内の炭素と、
約１．０重量％〜約３．５重量％の範囲内のマンガンと、
約０．１重量％以下のリンと、
約１．２重量％以下のケイ素と、
約０．０１重量％〜約０．１０重量％の範囲内のアルミニウムと、
約０．０２重量％以下の窒素と、
約０．６重量％以下の銅と、
約０．１２重量％以下のバナジウムと、の元素を含む、組成物を含み、
前記組成物が、意図的に添加されたホウ素を有しておらず、
前記組成物の残部が、鉄および付随的成分を含む、冷間圧延複合金属組織化鋼。
【請求項２】
３０体積％〜７０体積％のマルテンサイトと、２５体積％〜５０体積％のベイナイトと、本質的にフェライトである残りの体積とを組み合わせて有する多相微細組織を含む、請求項１に記載の冷間圧延複合金属組織化鋼。
【請求項３】
モリブデン、クロム、ニッケル、およびそれらの組み合わせから選択される少なくとも１つの化学元素を、約０．０５％〜約３．５％の範囲内でさらに含み、モリブデン（Ｍｏ）が、存在する場合、約０．０５％以上かつ約２．０％以下のＭｏ＋Ｃｒの関係を満たしてクロム（Ｃｒ）と共に存在し、ニッケル（Ｎｉ）が、存在する場合、約０．８％以下のＮｉ＋Ｃｕの関係を満たして銅（Ｃｕ）と共に存在する、請求項１に記載の冷間圧延複合金属組織化鋼。
【請求項４】
チタン、ニオブおよびそれらの組み合わせから選択される少なくとも１つの化学元素を、約０．００５％〜約０．８％の範囲内でさらに含む、請求項１〜３のいずれか１項に記載の冷間圧延複合金属組織化鋼。
【請求項５】
引張強度が、約１０００メガパスカルを超え、伸びが、約１０％を超え、かつ降伏／引張比が、約６０％を超える、請求項１〜４のいずれか１項に記載の冷間圧延複合金属組織化鋼。
【請求項６】
金属合金被覆をさらに備える、請求項１に記載の冷間圧延複合金属組織化鋼。
【請求項７】
前記微細組織の前記マルテンサイト相が、３０体積％〜７０体積％であり、前記ベイナイト相が、２５体積％〜５０体積％であり、残りの体積が、残留オーステナイトを本質的に含まず、本質的にフェライト相である、請求項２に記載の冷間圧延複合金属組織化鋼。
【請求項８】
複合金属組織化冷間圧延鋼を作製する方法であって、
ａ）溶鋼をスラブに連続鋳造することであって、前記溶鋼が、
約０．０２重量％〜約０．２重量％の範囲内の炭素と、
約１．０重量％〜約３．５重量％の範囲内のマンガンと、
約０．１重量％以下のリンと、
約１．２重量％以下のケイ素と、
約０．０１重量％〜約０．１０重量％の範囲内のアルミニウムと、
約０．０２重量％以下の窒素と、
約０．５重量％以下の銅と、
約０．１２重量％以下のバナジウムと、の元素を含む、組成物を有し、
前記組成物が、意図的に添加されたホウ素を有しておらず、
前記組成物の残部が、鉄および付随的成分を含む、連続鋳造することと、
ｂ）鋼スラブを熱間圧延することと、
ｃ）熱間圧延鋼を冷却することと、
ｄ）鋼を３０％〜７０％の範囲内の全冷間減肉率まで冷間圧延することと、を含む方法。
【請求項９】
前記多相微細組織が、３０体積％〜７０体積％のマルテンサイトと、２５体積％〜５０体積％のベイナイトと、本質的に残留オーステナイトを含んでいない本質的にフェライトである残りの体積とを組み合わせて含む、請求項８に記載の方法。
【請求項１０】
前記化学組成物が、モリブデン、クロム、ニッケル、およびそれらの組み合わせから選択される少なくとも１つの化学元素を、約０．０５重量％〜約３．５重量％の範囲内で含み、モリブデン（Ｍｏ）が、存在する場合、約０．０５％以上かつ約２．０％以下のＭｏ＋Ｃｒの関係を満たしてクロム（Ｃｒ）と共に存在し、ニッケル（Ｎｉ）が、存在する場合、約０．８％以下であるＮｉ＋Ｃｕの関係を満たして銅（Ｃｕ）と共に存在する、請求項８に記載の方法。
【請求項１１】
前記化学組成物が、チタン、ニオブおよびそれらの組み合わせから選択される少なくとも１つの化学元素を、約０．００５％〜約０．８％の範囲内で含む、請求項８に記載の方法。
【請求項１２】
酸洗い、金属合金被覆、およびガルバニーリングのうちの１つ以上をさらに含み、前記金属合金被覆が、亜鉛か、アルミニウムか、亜鉛およびアルミニウムの合金か、またはアルミニウム、亜鉛、およびケイ素の合金を含む、請求項８に記載の方法。
【請求項１３】
請求項８〜１２のいずれか１項に記載の方法によって作製された物品。
【国際調査報告】
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